JPH02294448A - 低温変形性がすぐれかつ耐損傷性がすぐれたＡｌ―Ｌｉ―Ｃｕ―Ｍｇ合金 - Google Patents
低温変形性がすぐれかつ耐損傷性がすぐれたＡｌ―Ｌｉ―Ｃｕ―Ｍｇ合金Info
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- JPH02294448A JPH02294448A JP2104366A JP10436690A JPH02294448A JP H02294448 A JPH02294448 A JP H02294448A JP 2104366 A JP2104366 A JP 2104366A JP 10436690 A JP10436690 A JP 10436690A JP H02294448 A JPH02294448 A JP H02294448A
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明はＡｌをベースとし実質的に主な元素成分として
Ｌｉ，ＣｕＳＭｇ及びＺｒを含有する合金に関する。そ
れは、特に薄板又はストリップの冷間圧延中のすぐれた
低温変形能力、並びにすぐれた耐損傷性を有し、換言す
れば実質的にすぐれた耐疲労性及び耐引張腐食性、並び
にすぐれた強靭性（ ｔｅｎＩｃｉｌ７）を有する。
Ｌｉ，ＣｕＳＭｇ及びＺｒを含有する合金に関する。そ
れは、特に薄板又はストリップの冷間圧延中のすぐれた
低温変形能力、並びにすぐれた耐損傷性を有し、換言す
れば実質的にすぐれた耐疲労性及び耐引張腐食性、並び
にすぐれた強靭性（ ｔｅｎＩｃｉｌ７）を有する。
Ｌｉ含有Ａ１合金は高弾性率及び低密度を必要とし、高
い機械的強度の関連する用途に主に使用されている。高
い機械的強度の追求により、主な元素成分Ｌｉ，Ｍｇ及
びＣｕの含有率が次第に高くなった合金を指定する結果
になっている。
い機械的強度の関連する用途に主に使用されている。高
い機械的強度の追求により、主な元素成分Ｌｉ，Ｍｇ及
びＣｕの含有率が次第に高くなった合金を指定する結果
になっている。
ＡｌａｓｉｎａｍＡｒｔｏｅｉｓ目ｏｎの呼称による市
販の合金８０９０、８０９Ｌ ２０９Ｇ及び２０９１は
この分野でよく知られている。
販の合金８０９０、８０９Ｌ ２０９Ｇ及び２０９１は
この分野でよく知られている。
しかしながら、高い機械的強度は比較的低い延性若しく
は強靭性としばしば関連し、特に、とりわけ冷間圧延の
ときの非常に限られた低温変形能力と関連がある。これ
は薄板又はストリップが冷間圧延される場合、ミルエッ
ジ（ｓｉｌｌ ｅｄｇｅ）の大きな亀裂の形成となうて
実質上現われる。
は強靭性としばしば関連し、特に、とりわけ冷間圧延の
ときの非常に限られた低温変形能力と関連がある。これ
は薄板又はストリップが冷間圧延される場合、ミルエッ
ジ（ｓｉｌｌ ｅｄｇｅ）の大きな亀裂の形成となうて
実質上現われる。
従って本発明は、引張強さ、耐疲労性、耐引張腐食性及
び破壊靭性といった機械的性質について優れた特性を維
持しながら、冷間加工で良好な挙動を示すこの種の合金
を見出すことを目的とする。
び破壊靭性といった機械的性質について優れた特性を維
持しながら、冷間加工で良好な挙動を示すこの種の合金
を見出すことを目的とする。
更に明確には、本発明は合金２０２４− ７ ３の機械
的性質（たとえば厚さ ２〜ｌＯＩＩＩ１の薄板につい
て、標準規格Ａ Ｉ Ｒ ９０４８に従って圧延平面の
すべての方向でＲ０．２≧２９０ Ｍ？）と同等の機械
的性質（Ｒ０．２；Ｒｍ；Ａ％）、すぐれた破壊靭性（
たとえば６ＩＩＩ１より薄い薄板について、標準規格＾
ＭＳ ４１００に従った測定によりＫｃＴ−Ｌ≧１２５
．ＭＰ８ｆ１−）及びすぐれた応力腐食亀裂抵抗性（た
とえば厚さ２５ｍを超す製品について、標準規格ＡＳＴ
Ｍ Ｇ４４、Ｇ４７及びＧ４９に記載の試験条件で、短
い横断方向の２００ ＭＰｓを越える引張り応力で３０
日間破損を伴わない）を、使用状態において有する合金
を得ることを目的とするのである。
的性質（たとえば厚さ ２〜ｌＯＩＩＩ１の薄板につい
て、標準規格Ａ Ｉ Ｒ ９０４８に従って圧延平面の
すべての方向でＲ０．２≧２９０ Ｍ？）と同等の機械
的性質（Ｒ０．２；Ｒｍ；Ａ％）、すぐれた破壊靭性（
たとえば６ＩＩＩ１より薄い薄板について、標準規格＾
ＭＳ ４１００に従った測定によりＫｃＴ−Ｌ≧１２５
．ＭＰ８ｆ１−）及びすぐれた応力腐食亀裂抵抗性（た
とえば厚さ２５ｍを超す製品について、標準規格ＡＳＴ
Ｍ Ｇ４４、Ｇ４７及びＧ４９に記載の試験条件で、短
い横断方向の２００ ＭＰｓを越える引張り応力で３０
日間破損を伴わない）を、使用状態において有する合金
を得ることを目的とするのである。
この目的は下記組成（重量％）を有する合金により達成
される： １．７ ≦Ｌｉ ≦２．３ １，（１ ≦Ｃｕ ≦１．５ １．０ ≦Ｍｇ≦１．８ （Ｍｇ／Ｃｕ＜１．５）
θ．１１４≦Ｚｒ ≦θ．ＩＳ Ｚｎ ２まで Ｆｅ ０．１５まで Ｓｉ ０．１５まで Ｍｎ ０．５まで Ｃｒ ０．２５まで その他 それぞれ≦０．０５ 合計≦０．１５ 残余はＡｌ０ 合金はＭｇ含有率＞ ｌ． ｔ％及び／又はＭｇ／Ｃｕ
比く１、４を有するのが好ましい。合金がＺｎを含有す
る場合、その含有率は０．１〜０，４％が好ましい。
される： １．７ ≦Ｌｉ ≦２．３ １，（１ ≦Ｃｕ ≦１．５ １．０ ≦Ｍｇ≦１．８ （Ｍｇ／Ｃｕ＜１．５）
θ．１１４≦Ｚｒ ≦θ．ＩＳ Ｚｎ ２まで Ｆｅ ０．１５まで Ｓｉ ０．１５まで Ｍｎ ０．５まで Ｃｒ ０．２５まで その他 それぞれ≦０．０５ 合計≦０．１５ 残余はＡｌ０ 合金はＭｇ含有率＞ ｌ． ｔ％及び／又はＭｇ／Ｃｕ
比く１、４を有するのが好ましい。合金がＺｎを含有す
る場合、その含有率は０．１〜０，４％が好ましい。
機械的強度特性は、主な合金元素成分に対する下限値の
下では不満足であり、ミルエッジ亀裂はＬｉ＝２．３％
を越えると甚だ大きくなり、損傷許容性及び特に疲労耐
久性はＣｕ＝１．５％又はＭｇ＝１．８％を越すと低下
し、耐腐食性はＭ ｇ ／ Ｃ ｕ≧１．５の場合低下
する。Ｚｎは機械的強度に寄与し、耐引張腐食性は０．
１≦Ｚｎ≦０．４％の場合改善される。
下では不満足であり、ミルエッジ亀裂はＬｉ＝２．３％
を越えると甚だ大きくなり、損傷許容性及び特に疲労耐
久性はＣｕ＝１．５％又はＭｇ＝１．８％を越すと低下
し、耐腐食性はＭ ｇ ／ Ｃ ｕ≧１．５の場合低下
する。Ｚｎは機械的強度に寄与し、耐引張腐食性は０．
１≦Ｚｎ≦０．４％の場合改善される。
本発明の合金は在来の方法により製造され加工され、均
質化、熱間加工たとえば圧延、鍛造、押出し、スエージ
ング（ｓｖＢｉＢ）等、場合により後続する焼鈍及び／
又は冷間加工、たとえば圧延、引張り成形、引抜き、サ
イジング等から成る生産工程が好適である。均質化は一
般的には！２〜４８時間４５０〜５５０℃で、好ましく
は５２５℃未満の温度で実施する。焼鈍する場合は１〜
２０時間３５０〜４７５℃で実施する。
質化、熱間加工たとえば圧延、鍛造、押出し、スエージ
ング（ｓｖＢｉＢ）等、場合により後続する焼鈍及び／
又は冷間加工、たとえば圧延、引張り成形、引抜き、サ
イジング等から成る生産工程が好適である。均質化は一
般的には！２〜４８時間４５０〜５５０℃で、好ましく
は５２５℃未満の温度で実施する。焼鈍する場合は１〜
２０時間３５０〜４７５℃で実施する。
最終の熱処理は４５０〜５５０℃、好ましくは５２５℃
より低温の溶体化焼鈍、焼入れ及び１３５〜２００℃、
好ましくは１５０〜２００℃の時効から成り、時間は１
時間〜１６０時間の範囲にあるが、時間が長い程一般に
低い温度が用いられ、逆も真である。
より低温の溶体化焼鈍、焼入れ及び１３５〜２００℃、
好ましくは１５０〜２００℃の時効から成り、時間は１
時間〜１６０時間の範囲にあるが、時間が長い程一般に
低い温度が用いられ、逆も真である。
１〜５％の塑性変形（引張応力又は圧縮荷重による）を
焼入れ及び時効の間に加えることができる。
焼入れ及び時効の間に加えることができる。
本発明は添付図面により説明する下記実施例により更に
よく理解されよう： ・第１図は冷間圧延時のミルエッジ亀裂の（最大の）長
さの変化をＬｉ含有率の関数として示す（約７０％の冷
間加工について）。
よく理解されよう： ・第１図は冷間圧延時のミルエッジ亀裂の（最大の）長
さの変化をＬｉ含有率の関数として示す（約７０％の冷
間加工について）。
・第２図は各種の溶融金属の破壊靭性をその縦の弾性限
界の関数として示す。
界の関数として示す。
・第３図は２０２４− ７ ３と比較して本発明の溶融
金属の亀裂速度をΔＫの関数として示す。
金属の亀裂速度をΔＫの関数として示す。
・第４図は検討した溶融金属試験片の疲労耐久性を縦の
降伏応力の関数として示す。
降伏応力の関数として示す。
実施例１
引張応力及び応力腐食抵抗性の機械的性質下記化学組成
（重量％）： Ｌ ｉｌ．９ｓ； Ｃｕｌ．２５；Ｍｇ １．１；
Ｚ ｒＱ．０７；Ｆ ｅｏ．０４； Ｓ ｉｏ．０４；
残部Ａｆｉの溶融金属を２５時間５２５〜５３０℃で均
質化し、２４時間４７５℃に再加熱して、２ ６ ２
ｍｍから３．６２止の厚さに熱間圧延し、１時間４５０
℃で焼鈍してコイル状とし、次いで１．６ｏｕｍの厚さ
に冷間圧延し、１５分間５００℃±１０℃で溶体化焼鈍
して２％延伸させた後、次の条件で時効する。
（重量％）： Ｌ ｉｌ．９ｓ； Ｃｕｌ．２５；Ｍｇ １．１；
Ｚ ｒＱ．０７；Ｆ ｅｏ．０４； Ｓ ｉｏ．０４；
残部Ａｆｉの溶融金属を２５時間５２５〜５３０℃で均
質化し、２４時間４７５℃に再加熱して、２ ６ ２
ｍｍから３．６２止の厚さに熱間圧延し、１時間４５０
℃で焼鈍してコイル状とし、次いで１．６ｏｕｍの厚さ
に冷間圧延し、１５分間５００℃±１０℃で溶体化焼鈍
して２％延伸させた後、次の条件で時効する。
Ａ ／Ｈ５℃に９６時間、Ｂ ／１７５℃に４８時間、
Ｃ ／１９５℃に１９時間。
Ｃ ／１９５℃に１９時間。
縦方向（Ｌ）、横断方向（Ｔ）及び圧延方向に対し６０
° （Ｘ）で平らな試験片（Ｋｔ＝ｌ、Ｏ３５）につい
て標準規格ＡＳＴＭ Ｅ８Ｍの規定による条件の下に
測定した機械的引張応力特性の結果、並びに上記の条件
下の長い横断方向（ＴＬ）での応力腐食亀裂試験の結果
を第１表に示す。
° （Ｘ）で平らな試験片（Ｋｔ＝ｌ、Ｏ３５）につい
て標準規格ＡＳＴＭ Ｅ８Ｍの規定による条件の下に
測定した機械的引張応力特性の結果、並びに上記の条件
下の長い横断方向（ＴＬ）での応力腐食亀裂試験の結果
を第１表に示す。
実施例２
冷間圧延能力
Ｌｉ，Ｃｕ及びＭｇの含有率が変化し得る溶融金属（分
析結果を第２表に示す）を融解して断面８００Ｘ ３０
０−のプレートとして鋳造し、次いで均質化、皮むき、
再加熱して熱間圧延し４ｌＩＩ１の厚さにする。次いで
これを冷間圧延し、それぞれの中間冷間加工条件につい
て、生じるミルエッジ亀裂の長さの最大値をとって特徴
を示す。
析結果を第２表に示す）を融解して断面８００Ｘ ３０
０−のプレートとして鋳造し、次いで均質化、皮むき、
再加熱して熱間圧延し４ｌＩＩ１の厚さにする。次いで
これを冷間圧延し、それぞれの中間冷間加工条件につい
て、生じるミルエッジ亀裂の長さの最大値をとって特徴
を示す。
Ｌｉ＝２１％を越え７０％冷間加工の場合、ミルエッジ
亀裂は大きくなり特に不安定となることを第１図は示し
、換言すれば亀裂が急速に拡がるため圧延した薄板の１
片がとれてしまう程である。
亀裂は大きくなり特に不安定となることを第１図は示し
、換言すれば亀裂が急速に拡がるため圧延した薄板の１
片がとれてしまう程である。
実施例３
破壊靭性
前記の溶融金属から再結晶して得られる厚さ１．６ｍｍ
の薄板を２０分間５２７℃で溶体化焼鈍した後時効処理
して２％延伸する。時効は１９０℃１２時間（・）又は
１５０℃２４時間（×）のいずれかで行なう。
の薄板を２０分間５２７℃で溶体化焼鈍した後時効処理
して２％延伸する。時効は１９０℃１２時間（・）又は
１５０℃２４時間（×）のいずれかで行なう。
内部標準規格ＭＢＢ−ＦＯＫＫＥＲ ＦＨ ４．２。ｌ
４００によるＫｃＡ値を、Ｌ−Ｔ方向の中央の５３．３
ｍ＋＊の切欠きを有する長さ ６２０−幅１６０閤の試
験片の破断を生ずる引張応力により測定し、縦方向の降
伏強さの関数として第２図に示す。本発明の溶融金属は
全体的強靭性が最高である。
４００によるＫｃＡ値を、Ｌ−Ｔ方向の中央の５３．３
ｍ＋＊の切欠きを有する長さ ６２０−幅１６０閤の試
験片の破断を生ずる引張応力により測定し、縦方向の降
伏強さの関数として第２図に示す。本発明の溶融金属は
全体的強靭性が最高である。
実施例４
疲労で亀裂が拡がる速度
厚さ １．ｆｉｎｎの前記溶融金属から得られる薄板の
性質を、ＣＣＴｌ６０ｍ＋ｓ試験片（内部標準規格ＭＢ
Ｂ− ＦＯＫＫＥＲ，方向ＬＴ）について実施例３に示
す熱処理状態で、状態Ｔ３の在来の合金２０２４の性質
と比較して第３図に示す。鋳造物は合金２０２４− Ｔ
３より大きい耐疲労性を有する。
性質を、ＣＣＴｌ６０ｍ＋ｓ試験片（内部標準規格ＭＢ
Ｂ− ＦＯＫＫＥＲ，方向ＬＴ）について実施例３に示
す熱処理状態で、状態Ｔ３の在来の合金２０２４の性質
と比較して第３図に示す。鋳造物は合金２０２４− Ｔ
３より大きい耐疲労性を有する。
実施例５
疲労：亀裂の発生
実施例３に対応する熱処理状態で角柱形試験片（Ｋｔ＝
１）についてＬ−Ｔ方向の波動性引張応力（σ；９Ｇ±
４０ ＭＰｚ）の中で、前記の溶融金属から得られる厚
さ １．６Ｍの薄板の耐疲労性を測定する。本発明の溶
融金属は最も良好な耐疲労性を有する（第４図参照）。
１）についてＬ−Ｔ方向の波動性引張応力（σ；９Ｇ±
４０ ＭＰｚ）の中で、前記の溶融金属から得られる厚
さ １．６Ｍの薄板の耐疲労性を測定する。本発明の溶
融金属は最も良好な耐疲労性を有する（第４図参照）。
第 １ 表
第 ２ 表
被検溶融金属の化学的組成
（重量％）
＊３個の試験片は３０日で破損なし。
溶融金属全部についてＦｅ＝０．０３％；Ｓｉ−０．０
２％及びＺｒ＝０．０５％＊Ｈ，１．：本発明以外 ネ零Ｉｎｖ ： 本発明
２％及びＺｒ＝０．０５％＊Ｈ，１．：本発明以外 ネ零Ｉｎｖ ： 本発明
第１図は冷間圧延の場合のミルエッジ亀裂の長さの変化
を示す。 第２図は各種の溶融金属の破壊靭性を示す。 第３図は本発明の溶融金属の亀裂速度を示１。 第４図は溶融金属の耐疲労性を示す。 ±１１ノ（ｗｓ’：ａ−ｐエール・べ）卑・レプｐνＦ
ＩＧ．２
を示す。 第２図は各種の溶融金属の破壊靭性を示す。 第３図は本発明の溶融金属の亀裂速度を示１。 第４図は溶融金属の耐疲労性を示す。 ±１１ノ（ｗｓ’：ａ−ｐエール・べ）卑・レプｐνＦ
ＩＧ．２
Claims (11)
- （１）処理した状態ですぐれた低温変形性及びすぐれた
耐損傷性を有し、実質的にＬｉ、Ｍｇ、Ｃｕ及びＺｒを
含有するＡｌ合金であって、それが重量％で Ｌｉ１．７〜２．３ Ｃｕ１．０〜１．５ Ｍｇ１．０〜１．８（Ｍｇ／Ｃｕ＜１．５）Ｚｒ０．０
４〜０．１５ Ｚｎ２まで Ｆｅ０．１５まで Ｓｉ０．１５まで Ｍｎ０．５まで Ｃｒ０．２５まで その他それぞれ０．０５以下、合計０．１５以下Ａｌ残
り を含有することを特徴とする前記合金。 - （２）１．１％を超えるＭｇを含有することを特徴とす
る、請求項１に記載の合金。 - （３）Ｍｇ／Ｃｕ比率が１．４より小さいことを特徴と
する、請求項１又は２に記載の合金。 - （４）０．１〜０．４％のＺｎを含有することを特徴と
する、請求項１〜３のいずれか１つに記載の合金。 - （５）融解、鋳造、均質化、熱間加工、場合により焼鈍
及び冷間加工、溶体化焼鈍、急冷、場合により冷間加工
及び時効から成る、請求項１〜４のいずれか１つに記載
の合金を得る方法であって、均質化を１２〜４８時間、
４５０〜５５０℃で行なうことを特徴とする前記方法。 - （６）均質化を４５０〜５２５℃で行なうことを特徴と
する、請求項５に記載の方法。 - （７）焼鈍を１〜２０時間、３５０〜４７５℃で実施す
ることを特徴とする、請求項４に記載の方法。 - （８）材料を４５０〜５５０℃で溶体化焼鈍することを
特徴とする、請求項５〜７のいずれか１つに記載の方法
。 - （９）材料を４５０〜５２５℃で溶体化焼鈍することを
特徴とする、請求項７に記載の方法。 - （１０）時効を１３５〜２００℃で行なうことを特徴と
する、請求項５〜９のいずれか１つに記載の方法。 - （１１）時効を１５０〜２００℃で行なうことを特徴と
する、請求項１０に記載の方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| FR8906135A FR2646172B1 (fr) | 1989-04-21 | 1989-04-21 | Alliage al-li-cu-mg a bonne deformabilite a froid et bonne resistance aux dommages |
| FR8906135 | 1989-04-21 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02294448A true JPH02294448A (ja) | 1990-12-05 |
Family
ID=9381541
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2104366A Pending JPH02294448A (ja) | 1989-04-21 | 1990-04-19 | 低温変形性がすぐれかつ耐損傷性がすぐれたＡｌ―Ｌｉ―Ｃｕ―Ｍｇ合金 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5108516A (ja) |
| EP (1) | EP0394155A1 (ja) |
| JP (1) | JPH02294448A (ja) |
| CA (1) | CA2014776A1 (ja) |
| FR (1) | FR2646172B1 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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